<Desc/Clms Page number 1>
Verfahren zur Wärmebehandlung von kohlenstoffarmem Stahl.
Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Wärmebehandlung von kohlenstoffarmem Stahl, insbesondere Stahlblech, und bezweckt, ein Produkt von grosser Duktilität bei mässiger Härte zu erzielen. Gemäss der Erfindung wird dies dadurch erreicht, dass die Stahlteile in einer Schutzgasatmosphäre über den Umwandlungspunkt a/r erhitzt und dann auf einen zwischen 900 und 700 C liegenden Temperaturpunkt abgekühlt und auf diesem so lange gehalten werden, bis die durch die Abkühlung eingeleitete Ausscheidung von a-Eisen beendigt ist, dass darauf die Stahlteile nochmals bis über den genannten Umwandlungspunkt erhitzt und schliesslich von einer oberhalb dieses Punktes liegenden Temperatur aus auf Raumtemperatur abgekühlt werden.
In der Fabrikation von Bandstahl für TieMehzwecke ist es bekannt, den Stahl durch Warmund Kaltwalzen auf die gewünschte Stärke zu bringen. Durch diese Bearbeitung wird der Stahl, besonders wenn es sich um Kohlenstoffgehalte unter 0'1% handelt, hart und erhält eine vergleichsweise geringe Duktilität. Es ist daher üblich, den Stahl nach dem Walzvorgang einem Ausglühprozess zu unterwerfen, der etwa 48 Stunden dauert. Dieser grosse Zeitaufwand ist jedoch aus Wirtschaft- lichkeitsgründen unerwünscht. Kürzt man nun einfach die Glühdauer ab, so lässt sich zwar wohl die gewünschte Duktilität erreichen, doch erweist sich dann vielfach der Stahl als so hart, dass beim Ziehen der Bleche ein zu rascher Verschleiss der Matrizen eintritt und dass die Bleche sich werfen oder verziehen.
Dieser Nachteil wird durch das Verfahren gemäss der Erfindung vermieden und es wird in verhältnismässig sehr kurzer Zeit ein Produkt von mässiger Härte und hoher Duktilität erzielt.
Bei der Durchführung des Verfahrens gemäss der Erfindung wird Stahl, insbesondere Stahl-
EMI1.1
elektrisch beheizten Ofen einer Wärmebehandlung unter Schutzgas unterzogen. Zur Herstellung der Schutzgasatmesphäre kommen alle Gase in Frage, welche die Oxydation des Stahls während der Wärmebehandlung verhinjern. Solche G1se sind beispielsweise Wasserstoff, dÜ : soziiertes Ammoniak oder Stickstoff oder auch ein Gasgemisch, z. B. aus Kohlen ; : toffmonoxyd, Stickstoff, Wasserstoff und Methan.
Um dem Stahl die Spannungen zu nehmen, die durch den Walzvorgang hineingekommen sind,
EMI1.2
erwähnten Temperaturstufe schon nach Verlauf von etwa einer Minute.
Um eine Wiederauflösung des a-Eisens und eine homogenere Lösung des Kohlenstoffs im -Eisen zu erhalten, wird nunmehr der Stahl von der zwischen 900 und 700 C liegenden Temperatur rasch nochmals auf eine Temperatur erhitzt, die zwischen 935 und 1000 C liegt, wodurch von neuem die Umwandlung des a-Eisens in y-Eisen erzielt wird. Auf der zuletzt genannten Temperatur wird
<Desc/Clms Page number 2>
der'Stahl'etwa-eine Minute lang gehalten. Dieser kurze Zeitabschnitt ist ausreichend, um die Wiederauflösung des a-Eisens und etwa vorhandener Karbide zu erreichen.
Hierauf wird-der Stahl rasch auf eine Temperatur von ungefähr 700 C abgekühlt und auf dieser Temperaturstufe drei bis vier Minuten gehalten. Man erreicht dadurch eine Ausscheidung des a-Eisens aus der v-Eisenlösung, wobei das a-Eisen den grösstmöglichen Gehalt an gelöstem Kohlen- stoff aufweist. Um den Kohlenstoff im (x-Eisendn Lösung zu halten, wird nunmehr der Stahl rasch auf eine Temperatur von etwa 300 C abgekühlt und darauf auf eine Temperatur von etwa 630 C rasch wieder erhitzt, wodurch eine Ausscheidung von Karbiden aus dem a-Eisen in interkristallinischem
Gefüge erreicht wird. Der Stahl kann dann rasch auf Raumtemperatur abgekühlt werden, da sich nunmehr die Karbide in der gewünschten Form-beispielsweise in kugeliger Form- (im Gegensatz zu Perlitgefüge) befinden.
Falls es wünschenswert erscheint, kann man während der Abkühlung von ungefähr 630 C auf Raumtemperatur. bei etwa 400 C eine Pause einlegen, um ganz sicher zu gehen, dass die Karbidausscheidung aus'dem a-Eisen beendet ist.
Indem man den Stahl der Wiedererhitzung auf eine zwi chen 935 und 1000 C liegende Temperatur aussetzt, erhält man, wie sich gezeigt hat, ein gröberes Korn, als wenn man nur eine einzige Erhitzung auf die hohe Temperatur vornehmen würde. Obwohl es nicht ganz feststeht, welche Wirkung das gröbere Korn auf die erzielten Ergebnisse hat, so hat sich doch durch viele Versuche ergeben, dass der Stahl bei diesem groben Korngefüge nach der beschriebenen Wärmebehandlung die gewünschte Duktilität und zugleich mässige Härtewerte aufweist. Beispielsweise hat ein kohlenstoffarmer Stahl, der nach Auswalzen auf eine Stärke von 1 mm der Wärmebehandlung gemäss der Erfindung unterworfen wurde, Duktilitätswerte nach Olsen zwischen 415 und 430 ergeben bei einer Rockwell-Härte unter 45.
In der Zeichnung ist durch die Kurve 10 der Verlauf des den Gegenstand der Erfindung bildenden Wärmebehandlungsverfahrens an einem Ausführungsbeispiel schematisch dargestellt. In dem Schaubild sind die Temperaturen in Celsiusgraden als Ordinate und die Zeit als Abszisse dargestellt. Als Schutzgas wurde Wasserstoff verwendet. Die Temperatur stieg in einem Zeitraum von etwa 1'75 Minuten von Raumtemperatur auf 950 C und wurde auf dieser Temperaturstufe etwa eine Minute lang gehalten, bis sich eine homogene Lösung des Kohlenstoffs im y-Eisen gebildet hatte ; dann wurde der Stahl innerhalb eines Zeitraumes von 1'75 Minuten bis auf eine Temperatur von 700 C abgekühlt und auf dieser Temperatur eine Minute lang gehalten, um die Ausscheidung des a-Eisens zu vollenden.
Hierauf wurde zwecks Wiederauflösen des a-Eisens und zur Erlangung eines Gefüges von gröberem Korn der Stahl nochmals auf 950 C erhitzt und auf dieser Temperaturstufe eine Minute lang gehalten, um sicher zu gehen, dass sich eine im wesentlichen homogene Lösung vonKohlenstoff im-Eisen ausbildete.
Danach wurde der Stahl innerhalb eines Zeitraumes von einer halben Minute auf 700 C abgekühlt und auf dieser Temperaturstufe 31/2 Minuten lang gehalten, um die Ausscheidung des a-Eisens mit einem grösstmöglichen Gehalt an gelöstem Kohlenstoff zu erzielen. Um die Beibehaltung des Lösungzustandes in einem möglichst grossen Ausmass zu sichern, wurde im Anschluss daran der Stahl von 700 auf 300 C innerhalb eines Zeitraumes von 3'15 Minuten abgekühlt ; danach wurde er sofort bis auf 630 C wieder erhitzt, wodurch eine Ausscheidung gelöster Karbide aus dem a-Eisen und eine Gemischbildung aus Karbiden und Körnern von a-Eisen erreicht wurde.
In diesem Zustande wurde der Stahl nunmehr innerhalb einer halben Minute auf etwa 4250 C und dann weiter innerhalb zwei Minuten auf 400 C abgekühlt, wodurch die Ausscheidung der Karbide praktisch vollkommen wurde. Schliesslich wurde der Stahl in dem zuletztgenannten Zustande innerhalb von zwei Minuten auf Raumtemperatur heruntergekühlt.
Proben eines kohlenstoffarmen Stahlblechs von 1 mm Stärke, das der vorstehend beschriebenen Wärmebehandlung unterworfen wurde, ergaben ständig Rockwell-Härtewerte von der Grössenordnung 42 und Duktilitätswerte nach Olsen von der Grössenordnung 421. Diese Ergebnisse sind vom grössten technischen und wirtschaftlichen Wert. Zwar kann sich bei dem beschriebenen Verfahren gelegentlich ein Produkt mit etwas gröberem Korn als bei den bisher bekannten Ausglühverfahren bilden, doch ist in der Regel die Korngrösse nicht derart, dass sie die Brauchbarkeit des Bleches beeinträchtigt.
PATENT-ANSPRÜCHE :
1. Verfahren zur Wärmebehandlung von kohlenstoffarmem Stahl, insbesondere von Stahlblech, dadurch gekennzeichnet, dass die Stahlteile in einer Schutzgasatmosphäre bis über den Umwandlungspunkt a/- erhitzt und dann auf einen zwischen 900 und 700 C liegenden Temperaturpunkt abgekühlt und auf diesem so lange gehalten werden, bis die durch die Abkühlung eingeleitete Ausscheidung von a-Eisen beendet ist, dass darauf die Stahlteile nochmals bis über den genannten Umwandlungspunkt erhitzt und schliesslich von einer oberhalb dieses Punktes liegenden Temperatur aus auf Raumtemperatur abgekühlt werden.
<Desc / Clms Page number 1>
Process for the heat treatment of low carbon steel.
The invention relates to a method for the heat treatment of low-carbon steel, in particular sheet steel, and aims to achieve a product of great ductility with moderate hardness. According to the invention, this is achieved by heating the steel parts in a protective gas atmosphere above the transition point a / r and then cooling them to a temperature point between 900 and 700 C and holding them there until the separation of a caused by the cooling -Iron is finished, the steel parts are then heated again to above the transformation point mentioned and finally cooled from a temperature above this point to room temperature.
In the manufacture of steel strip for tie-in purposes, it is known to bring the steel to the desired thickness by hot and cold rolling. As a result of this processing, the steel, especially when the carbon content is below 0.1%, becomes hard and has a comparatively low ductility. It is therefore customary to subject the steel to an annealing process after the rolling process, which takes about 48 hours. However, this large amount of time is undesirable for reasons of economy. If you simply shorten the annealing time, the desired ductility can be achieved, but the steel then often proves to be so hard that the dies wear out too quickly when the sheets are drawn and the sheets warp or warp.
This disadvantage is avoided by the method according to the invention and a product of moderate hardness and high ductility is achieved in a relatively very short time.
When carrying out the method according to the invention, steel, in particular steel
EMI1.1
electrically heated furnace subjected to heat treatment under protective gas. All gases that prevent the steel from oxidizing during the heat treatment can be used to produce the protective gas atmosphere. Such gases are, for example, hydrogen, DC: associated ammonia or nitrogen or a gas mixture, e.g. B. from coals; : toffmonoxyd, nitrogen, hydrogen and methane.
In order to relieve the steel of the tensions that have been brought about by the rolling process,
EMI1.2
mentioned temperature level after about a minute.
In order to redissolve the a-iron and achieve a more homogeneous solution of the carbon in the -iron, the steel is now quickly heated again from the temperature between 900 and 700 C to a temperature between 935 and 1000 C, which again the conversion of a-iron to y-iron is achieved. At the latter temperature will be
<Desc / Clms Page number 2>
the 'steel' held for about a minute. This short period of time is sufficient to achieve the redissolution of the a-iron and any carbides that may be present.
The steel is then rapidly cooled to a temperature of approximately 700 ° C. and held at this temperature level for three to four minutes. In this way, the α-iron is eliminated from the γ-iron solution, the α-iron having the greatest possible content of dissolved carbon. In order to keep the carbon in the (x-iron solution, the steel is now rapidly cooled to a temperature of about 300 C and then quickly reheated to a temperature of about 630 C, whereby a precipitation of carbides from the a-iron in intergranular
Structure is achieved. The steel can then be quickly cooled to room temperature, since the carbides are now in the desired shape, for example in a spherical shape (as opposed to pearlite structure).
If it seems desirable, one can while cooling from about 630 C to room temperature. Take a break at around 400 C to make absolutely sure that the carbide precipitation from the α-iron has ended.
By subjecting the steel to reheating to a temperature between 935 and 1000 C, it has been shown that the grain obtained is coarser than if only a single heating to the high temperature were carried out. Although it is not entirely clear what effect the coarser grain has on the results achieved, many tests have shown that the steel with this coarse grain structure has the desired ductility and at the same time moderate hardness values after the heat treatment described. For example, a low-carbon steel which, after being rolled to a thickness of 1 mm, has been subjected to the heat treatment according to the invention, has ductility values according to Olsen between 415 and 430 with a Rockwell hardness below 45.
In the drawing, the curve 10 shows the course of the heat treatment process forming the subject of the invention schematically in one embodiment. In the diagram, the temperatures are shown in degrees Celsius as the ordinate and the time as the abscissa. Hydrogen was used as the protective gas. The temperature rose from room temperature to 950 ° C. over a period of about 17 minutes and was kept at this temperature level for about one minute until a homogeneous solution of the carbon in the y-iron had formed; then the steel was cooled to a temperature of 700 ° C. over a period of 17 minutes and held at this temperature for one minute in order to complete the precipitation of the α-iron.
Then, in order to redissolve the a-iron and to achieve a structure of coarser grain, the steel was heated again to 950 C and held at this temperature level for one minute to ensure that an essentially homogeneous solution of carbon in the iron was formed.
The steel was then cooled to 700 ° C. over a period of half a minute and kept at this temperature level for 31/2 minutes in order to achieve the precipitation of the α-iron with the greatest possible content of dissolved carbon. In order to ensure that the state of solution was maintained to the greatest possible extent, the steel was then cooled from 700 to 300 ° C. within a period of 3'15 minutes; then it was immediately heated again up to 630 C, whereby a precipitation of dissolved carbides from the α-iron and a mixture formation of carbides and grains of α-iron was achieved.
In this condition, the steel was cooled to about 4250 ° C. within half a minute and then further cooled to 400 ° C. within two minutes, whereby the precipitation of the carbides was practically complete. Finally, in the latter state, the steel was cooled down to room temperature within two minutes.
Samples of a low-carbon steel sheet 1 mm thick which had been subjected to the heat treatment described above gave constant Rockwell hardness values of the order of 42 and Olsen ductility values of the order of 421. These results are of the greatest technical and economic value. Although a product with a somewhat coarser grain than in the previously known annealing processes can occasionally form in the process described, the grain size is usually not such that it impairs the usability of the sheet.
PATENT CLAIMS:
1. A method for the heat treatment of low-carbon steel, in particular sheet steel, characterized in that the steel parts are heated in a protective gas atmosphere to above the transition point a / - and then cooled to a temperature point between 900 and 700 C and kept there for so long, until the precipitation of α-iron initiated by the cooling has ended, after which the steel parts are again heated to above the transformation point mentioned and finally cooled from a temperature above this point to room temperature.